ES2659987T3

ES2659987T3 - Chapa de acero para la fabricación de estructuras ligeras y procedimiento de fabricación de esta chapa

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Publication number: ES2659987T3
Application number: ES07823448.1T
Authority: ES
Inventors: Frédéric Bonnet; Olivier Bouaziz
Original assignee: ArcelorMittal SA
Current assignee: ArcelorMittal SA
Priority date: 2006-09-06
Filing date: 2007-08-27
Publication date: 2018-03-20
Anticipated expiration: 2027-08-27
Also published as: CA2662741C; TR201802707T4; CA2662741A1; JP5298017B2; MX2009002411A; RU2416671C2; BRPI0716877A2; WO2008029011A2; RU2009108338A; EP2064360B1; WO2008029011A3; CN101563476B; UA95490C2; CN101563476A; PL2064360T3; ZA200901377B; MA30698B1; BRPI0716877B1; JP2010502838A; EP1897963A1

Abstract

Chapa de acero cuya composición química consiste en, estando los contenidos expresados en peso: 0,010 % <= C <= 0,20 % 0,06 % <= Mn <= 3 % Si <= 1,5 % 0,005 % <= Al <= 1,5 % S <= 0,030 % P <= 0,040 %, titanio y boro en cantidades tales que 4,6 % <= Ti <= 6 % (0,45 × Ti) - 0,35% <= B <= (0,45 × Ti) + 0,70 % opcionalmente uno o más elementos seleccionados entre: Ni <= 1 % Mo <= 1 % Cr <= 3 % Nb <= 0,1 % V <= 0,1 % estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que resultan de la elaboración.

Description

DESCRIPCIÓN

Chapa de acero para la fabricación de estructuras ligeras y procedimiento de fabricación de esta chapa

5 [0001] La invención se refiere a la fabricación de chapas o de piezas estructurales de acero que combina

simultáneamente un módulo de elasticidad E elevado, una densidad d reducida y una alta resistencia.

[0002] Se sabe que las prestaciones mecánicas de elementos estructurales varían como Ex/d, dependiendo el coeficiente x del modo de solicitación externa (tracción o flexión, por ejemplo) o de la geometría de los elementos

10 (chapas, barras). Esto ilustra el interés de disponer de materiales que presenten simultáneamente un módulo de elasticidad elevado y una densidad reducida.

[0003] Esta necesidad existe más particularmente en la industria del automóvil en la que el aligeramiento de los vehículos y la seguridad son preocupaciones constantes. Se ha buscado, de este modo, aumentar el módulo de

15 elasticidad y reducir el peso de piezas de acero incorporando partículas de cerámicas de diferentes naturalezas, tales como carburos, nitruros, óxidos o boruros. En efecto, estos materiales presenten un módulo de elasticidad claramente más elevado, que varía incluso de 250 a 550 GPa, que el de los aceros de base, del orden de 210 GPa, en el que se incorporan. Se obtiene de esta forma un endurecimiento mediante una transferencia de carga entre la matriz y las partículas de cerámica bajo la influencia de una tensión. El afinamiento del tamaño de los granos de la 20 matriz por las partículas cerámicas aumenta, además, este endurecimiento. Para fabricar estos materiales que constan de partículas de cerámica distribuidas de manera uniforme en una matriz de acero, se conocen procedimientos que se basan en la metalurgia de polvos: se elaboran en un primer momento polvos de cerámica de geometría controlada, se mezclan estos con polvos de acero, lo que corresponde, para el acero, a un aporte exógeno de partículas de cerámica. Todo se compacta en un molde y, a continuación, se lleva a una temperatura tal 25 que se observa la sinterización de esta mezcla. En una variante del procedimiento, se mezclan polvos metálicos para obtener la formación de las partículas de cerámica durante la fase de sinterización. A pesar de características mecánicas mejoradas con respecto a aceros que no constan de dispersión de partículas de cerámica, este tipo de procedimiento padece varias limitaciones:

30 - Necesita condiciones concienzudas de elaboración y de implementación para no provocar ninguna reacción con la atmósfera, teniendo en cuenta la superficie específica elevada de los polvos metálicos.

- Incluso después de las operaciones de compactación y de sinterización, pueden subsistir eventualmente porosidades residuales susceptibles de desempeñar un papel de sitios de cebado durante solicitaciones cíclicas.

- La composición química de las interfases matriz/partículas, y, por lo tanto, su cohesión, es diferente de controlar 35 teniendo en cuenta la contaminación superficial de los polvos antes de la sinterización (presencia de óxidos, de

carbono).

- Cuando las partículas se añaden en una cantidad importante, o en presencia de ciertas partículas de gran tamaño, las propiedades de alargamiento disminuyen.

- Este tipo de procedimiento está adaptado a la producción en pequeña cantidad, pero no sería capaz de responder 40 a las necesidades a muy gran escala de la industria del automóvil.

- Los costes de fabricación asociados a este tipo de procedimiento de fabricación son elevados.

[0004] Se conocen también en el caso de aleaciones ligeras, procedimientos de fabricación que se basan en la adición exógena de polvos de cerámicas en el metal líquido. A este respecto, estos procedimientos padecen la

45 mayor parte de los defectos mencionados anteriormente. Se mencionará más particularmente la dificultad de una dispersión homogénea de las partículas, teniendo éstas tendencia a la aglomeración o a la decantación/flotación en el metal líquido.

[0005] Entre las cerámicas que podrían utilizarse para aumentar las propiedades de los aceros, se conoce en 50 particular el diboruro de titanio TiB2 que presenta las características intrínsecas siguientes:

Módulo de elasticidad: 565 GPa Densidad: 4,52

55 [0006] Sin embargo, los procedimientos de fabricación se basan en adiciones exógenas de partículas de

TiB2, padecen inconvenientes mencionados anteriormente. El documento JP2005154826 describe un acero de alta rigidez que tiene un módulo de Young elevado (módulo de elasticidad E elevado) y puede fabricarse mediante el procedimiento de colada en lingotes, y se une al acero que puede mejorar particularmente los componentes estructurales de máquina.

[0007] La invención pretende resolver los problemas anteriores, en particular la puesta a disposición a gran escala y por una vía económica de aceros con módulo de elasticidad aumentado mediante la presencia de partículas de TiB2. La invención se refiere, concretamente, a la puesta a disposición de un procedimiento de fabricación por

5 colada continua que no presenta dificultades particulares durante la colada de los aceros.

[0008] La invención también pretende poner a disposición aceros que constan de una cantidad de partículas de TiB2 lo más grande posible dispersada de manera homogénea en la matriz.

10 [0009] La invención también pretende poner a disposición aceros con alta resistencia, cuyo alargamiento

uniforme sea superior o igual al 8 % y que presentan una gran aptitud para diferentes procedimientos de soldadura, concretamente para soldadura por resistencia.

[0010] A tal efecto, la invención tiene por objeto una chapa de acero cuya composición química comprende, 15 estando los contenidos expresados en peso: 0,010 % < C < 0,20 %, 0,06 % < Mn < 3 %, Si < 1,5 %, 0,005 % < Al <

1,5 %, S < 0,030 %, P < 0,040 %, titanio y boro en cantidades tales que: 2,5 % < Ti < 7,2 %, (0,45 x Ti) - 0,35% < B < (0,45 x Ti) + 0,70 %, opcionalmente uno o más elementos seleccionados entre: Ni < 1 %, Mo < 1 %, Cr < 3 %, Nb < 0,1 %, V < 0,1 %, estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que resultan de la elaboración.

20

[0011] Preferentemente, los contenidos de titanio y de boro, expresados en % en peso, son tales que: -0,22 < B - (0,45x Ti) < 0,35.

[0012] A título preferido, los contenidos de titanio y de boro, expresados en % en peso, son tales que: -0,35 < 25 B - (0,45x Ti) < - 0,22.

[0013] El contenido de titanio es preferentemente tal que: 4,6 % < Ti < 6,9 %.

[0014] De acuerdo con un modo particular, el contenido de titanio es tal que: 4,6% < Ti < 6%. El contenido de

30 carbono es preferentemente tal que: C < 0,080 %.

[0015] De acuerdo con un modo preferido, el contenido de carbono satisface: C < 0,050 %.

[0016] El contenido de cromo es preferentemente tal que: Cr < 0,08 %. La invención también tiene por objeto

35 una chapa de acero de la composición anterior, que comprende precipitados eutécticos de TiB2 y eventualmente de

Fe2B, cuyo tamaño medio es inferior o igual a 15 micrómetros, y preferentemente inferior o igual a 10 micrómetros.

[0017] Preferentemente, más del 80 % en número de los precipitados de TiB2 tienen un carácter microcristalino.

40

[0018] La invención también tiene por objeto una chapa de acero de acuerdo con las características

anteriores, cuyo tamaño medio de grano es inferior o igual a 15 micrómetros, preferentemente inferior o igual a 5 micrómetros, muy preferentemente inferior a 3,5 micrómetros.

45 [0019] La invención también tiene por objeto una chapa de acero de acuerdo con una de las características

anteriores, cuyo módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 230 GPa, preferentemente superior o igual a 240 GPa, o preferentemente superior o igual a 250 GPa.

[0020] De acuerdo con un modo particular, la resistencia de la chapa de acero es superior o igual a 500 MPa 50 y su alargamiento uniforme es superior o igual al 8 %.

[0021] La invención también tiene por objeto un objeto fabricado a partir de una pluralidad de piezas de acero, de composición idéntica o diferente, de espesor idéntico o diferente, siendo al menos una de las piezas de acero una chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las características anteriores, soldada a al menos una

55 de las otras piezas de este objeto, comprendiendo la o las composiciones de las otras piezas de acero en peso: 0,001-0,25 % de C, 0,05-2 % de Mn, Si<0,4 %, Al<0,1 %, Ti<0,1 %, Nb<0,1 %, V<0,1 %, Cr<3 %, Mo<1 %, Ni<1 %, B<0,003 %, estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que resultan de la elaboración.

[0022] La invención también tiene por objeto un procedimiento de acuerdo con el cual se proporciona un

acero de acuerdo con una cualquiera de las composiciones anteriores, y se cuela el acero en forma de producto semiacabado, no superando la temperatura de colada en más de 40 °C la temperatura del liquidus del acero.

5 [0023] De acuerdo con un modo particular, se cuela el producto semiacabado en forma de desbastes o de

productos delgados entre cilindros contra-rotatorios.

[0024] La velocidad de enfriamiento durante la solidificación de la colada es preferentemente superior o igual a 0,1 °C/s.

10

[0025] De acuerdo con un modo particular, se calienta el producto semiacabado antes del laminado en caliente, seleccionándose la temperatura y la duración del calentamiento de tal manera que la densidad de precipitados eutécticos de TiB2 y eventualmente de Fe2B, de tamaño máximo Lmax superior a 15 micrómetros y de factor de forma f>5, sea inferior a 400/mm2.

15

[0026] De acuerdo con un modo particular, se efectúa un laminado en caliente del producto semiacabado, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, estando las condiciones de laminado y de recocido ajustadas de tal manera que se obtenga una chapa de acero cuyo tamaño medio de grano es inferior o igual a 15 micrómetros, preferentemente inferior o igual a 5 micrómetros, muy preferentemente inferior a 3,5 micrómetros.

20

[0027] Se efectúa preferentemente el laminado en caliente con una temperatura de fin de laminado inferior a 820 °C.

[0028] De acuerdo con un modo particular, se recorta al menos una pieza en bruto a partir de una chapa de 25 acero de acuerdo con uno de los modos anteriores, o fabricada de acuerdo con uno de los modos anteriores, y se

deforma la pieza en bruto en un intervalo de temperatura que va de 20 a 900 °C.

[0029] La invención también tiene por objeto un procedimiento de fabricación de acuerdo con el cual se suelda al menos una chapa de acero de acuerdo con uno de los modos anteriores, o una chapa de acero fabricada

30 de acuerdo con uno de los modos anteriores.

[0030] La invención también tiene por objeto la utilización de una chapa de acero o de un objeto de acuerdo con uno de los modos anteriores, o fabricada de acuerdo con uno de los modos anteriores, para la fabricación de piezas estructurales o de elementos de refuerzo en el sector del automóvil.

35

[0031] Otras características y ventajas de la invención surgirán durante la descripción a continuación, dada a modo de ejemplo no limitante y en referencia a las figuras adjuntas, en las que:

- Las figuras 1 y 2 ilustran, respectivamente, la microestructura de dos aceros de acuerdo con la invención que 40 constan de una precipitación eutéctica Fe-TiB2, en estado bruto de colada.

- La figura 3 ilustra la microestructura de un acero de acuerdo con la invención en estado laminado en frío y recocido.

- Las figuras 4 y 5 ilustran la microestructura de dos aceros de acuerdo con la invención que constan de precipitaciones eutécticas Fe-TiB2 y de Fe-Fe2B, respectivamente en estado bruto de colada y laminado en caliente.

45 - Las figuras 6 y 7 ilustran la microestructura de un acero de acuerdo con la invención, enfriado de acuerdo con dos velocidades de enfriamiento durante la solidificación, en estado bruto de colada.

- En lo que concierne a la composición química del acero, el contenido de carbono está adaptado con el objetivo de alcanzar de forma económica un nivel de límite de elasticidad o de resistencia dado. El contenido de carbono permite también controlar la naturaleza de la microestructura de la matriz de los aceros de acuerdo con la invención,

50 que puede ser parcial o totalmente ferrítica, bainítica, austenítica o martensítica o constar de una mezcla de estos constituyentes en proporciones adaptadas para satisfacer las propiedades mecánicas requeridas. Un contenido de carbono superior o igual al 0,010 % permite obtener estos diferentes constituyentes.

[0032] El contenido de carbono está limitado debido a la solubilidad: la resistencia a la fisuración en frío y la 55 tenacidad en la Zona Afectada por el Calor decrecen cuando el contenido de C es superior al 0,20 %. Cuando el

contenido de carbono es inferior o igual al 0,050 % en peso, la soldabilidad por resistencia mejora particularmente.

[0033] Teniendo en cuenta el contenido de titanio del acero, el contenido de carbono está limitado preferentemente para evitar una precipitación primaria de TiC y/o de Ti(C,N) en el metal líquido. Estos precipitados

que se forman en el líquido son nefastos para la colabilidad en el procedimiento de colada continua del acero líquido. Por el contrario, cuando esta precipitación tiene lugar en el intervalo de solidificación o en fase sólida, tiene un efecto favorable sobre el endurecimiento estructural. El contenido máximo de carbono debe estar limitado preferentemente al 0,080 % para hacer aparecer los precipitados de TiC y/o de Ti(C, N) mayoritariamente en el transcurso de la 5 solidificación eutéctica o en fase sólida.

[0034] En cantidad superior o igual al 0,06 %, el manganeso aumenta la templabilidad, contribuye al endurecimiento en solución sólida y, por lo tanto, a la obtención de una resistencia aumentada. Se combina con el azufre eventualmente presente, reduciendo de este modo el riesgo de fisuración en caliente. Sin embargo, más allá

10 de un contenido del 3 % en peso de manganeso, se aumenta el riesgo de formación de una estructura en bandas nefasta que provendría de una segregación eventual del manganeso durante la solidificación.

[0035] El silicio contribuye eficazmente a aumentar la resistencia gracias a un endurecimiento mediante solución sólida. Sin embargo, una adición excesiva de silicio provoca la formación de óxidos adherentes difícilmente

15 eliminables durante una operación de decapado, y la aparición eventual de defectos de superficie debidos, concretamente, a una falta de humectabilidad en las operaciones de galvanización al temple. Para conservar buenas propiedades de revestibilidad, el contenido de silicio no debe superar el 1,5 % en peso.

[0036] En cantidad superior o igual al 0,005 %, el aluminio es un elemento muy eficaz para la desoxidación 20 del acero. Más allá de un contenido del 1,5 % en peso, tiene lugar una precipitación primaria excesiva de alúmina,

sin embargo, conlleva problemas de colabilidad.

[0037] En cantidad superior al 0,030 %, el azufre tiende a precipitar en cantidad excesiva en forma de sulfuros de manganeso que reducen muy fuertemente la aptitud para la conformación en caliente o en frío.

25

[0038] El fósforo es un elemento conocido por segregar en las uniones de los granos. Su contenido no debe superar el 0,040 % para mantener una ductilidad en caliente suficiente evitando la agrietabilidad y para evitar la fisuración en caliente en soldadura.

30 [0039] A título opcional, puede añadirse níquel o molibdeno que aumentan la resistencia del acero. Por

razones económicas, se limitan estas adiciones al 1 % en peso.

[0040] A título opcional, puede añadirse cromo para aumentar la resistencia. Este permite también hacer

precipitar boruros en cantidad mayor. Sin embargo, su contenido está limitado al 3 % en peso para fabricar un acero 35 menos costoso.

[0041] Se seleccionará preferentemente un contenido de cromo inferior o igual al 0,080 %. En efecto, una

adición excesiva de Cr conduce a hacer precipitar más boruros, pero se trata entonces de boruros de (Fe, Cr).

40 [0042] También a título opcional, pueden añadirse niobio y vanadio en cantidad inferior o igual al 0,1 %, para

obtener un endurecimiento complementario en forma de precipitación de carbonitruros finos.

[0043] El titanio y el boro desempeñan un papel importante en la invención:

45 - En una primera realización, los contenidos ponderales expresados en porcentaje, de titanio y de boro del acero son tales que:

50

[0044]

55 [0045]

2,5 % < Ti < 7,2 %

(0,45 x Ti) - 0,35 % < B < (0,45 * Ti) + 0,70 % La segunda relación se escribe de forma equivalente

- 0,35 < B - (0,45 * Ti) < 0,70 Las razones de estas limitaciones son las siguientes:

- Cuando el contenido ponderal de titanio es inferior al 2,5 %, una precipitación de TiB2 no tiene lugar en cantidad suficiente; en efecto, la fracción volúmica de TiB2 precipitado es inferior al 5 %, lo que no permite obtener una modificación significativa del módulo de elasticidad que sigue siendo inferior a 220 GPa.

- Cuando el contenido ponderal de titanio es superior al 7,2 %, una precipitación primaria de TÍB2 tiene lugar en el metal líquido y causa problemas de colabilidad de los productos semiacabados.

- Si los contenidos ponderales de titanio y de boro son tales que:

5 B- (0,45 x Ti) > 0,70, se asiste a una precipitación excesiva de Fe2B que degrada la ductilidad.

- Si los contenidos ponderales de titanio y de boro son tales que:

B- (0,45 x Ti) < -0,35, el contenido de titanio disuelto a temperatura ambiente en la matriz es superior al 0,8 %. No se 10 obtiene entonces ningún efecto técnico beneficioso significativo a pesar del coste más elevado de la adición de titanio.

- De acuerdo con una segunda realización de la invención, los contenidos de titanio y de boro son tales que: -0,22 < B - (0,45x Ti) < 0,35

15

[0046] Cuando: B- (0,45 x Ti) < 0,35, la precipitación de Fe2B es muy reducida, lo que aumenta la ductilidad.

- Cuando: B- (0,45 x Ti) > -0,22, el contenido de titanio disuelto en la matriz es muy bajo, lo que significa que las adiciones de titanio son particularmente eficaces desde un punto de vista económico.

20 - De acuerdo con una realización particular de la invención, los contenidos de titanio y de boro son tales que: -0,35 < B - (0,45x Ti) < - 0,22

[0047] Cuando la cantidad: B-(0,45xTi) es superior o igual a -0,35 e inferior a -0,22, el contenido de titanio disuelto a temperatura ambiente en la matriz está comprendido, respectivamente, entre el 0,5 % y el 0,8 %. Esta

25 cantidad se revela particularmente adaptada para obtener una precipitación compuesta únicamente por TiB2.

- De acuerdo con una realización particular de la invención, el contenido de titanio es tal que: 4,6 % < Ti < 6,9 %

[0048] Las razones de estas limitaciones son las siguientes:

30

- Cuando el contenido ponderal de titanio es superior o igual al 4,6 %, una precipitación de TiB2 tiene lugar de tal manera que la fracción volúmica precipitada es superior o igual al 10 %. El módulo de elasticidad es entonces superior o igual a aproximadamente 240 GPa.

- Cuando el contenido ponderal de titanio es inferior o igual al 6,9 %, la cantidad de precipitados primarios de TiB2 es 35 inferior al 3 % en volumen. La precipitación total de TiB2, constituido por eventuales precipitados primarios y por

precipitados eutécticos, es entonces inferior al 15 % en volumen.

- De acuerdo con otra realización preferida de la invención, el contenido de titanio es tal que: 4,6 % < Ti < 6 %: cuando el contenido ponderal de titanio es inferior o igual al 6 %, la colabilidad es entonces particularmente satisfactoria debido a la poca precipitación de TiB2 primario en el metal líquido.

40

[0049] De acuerdo con la invención, una precipitación eutéctica Fe-TiB2 tiene lugar en la solidificación. El carácter eutéctico de la precipitación otorga a la microestructura formada un carácter particular de finura y de homogeneidad ventajosa para las propiedades mecánicas. Cuando la cantidad de precipitados eutécticos de TiB2 es superior al 5 % en volumen, el módulo de elasticidad del acero medido en el sentido del laminado puede superar

45 aproximadamente los 220 GPa. Más allá del 10 % en volumen de precipitados de TiB2, el módulo puede superar aproximadamente 240 GPa lo que permite concebir estructuras con un aligeramiento notable. Esta cantidad puede ser llevada al 15 % en volumen para superar aproximadamente 250 GPa, concretamente en el caso de aceros que constan de elementos de aleación tales como cromo o molibdeno. La presencia de estos elementos aumenta en efecto la cantidad máxima de TiB2 que es posible obtener en el caso de una precipitación eutéctica.

50

[0050] Los contenidos de boro y de titanio de acuerdo con la invención permiten evitar una precipitación primaria grosera de TiB2 en el metal líquido. La formación de estos precipitados primarios de tamaño a veces importante (varias decenas de micrómetros) debe evitarse debido a su papel nefasto frente a mecanismos de deterioro o de ruptura durante solicitaciones mecánicas posteriores. Por otro lado, estos precipitados aparecidos en

55 el metal líquido, cuando no se decantan, se distribuyen de forma localizada y reducen la homogeneidad de las propiedades mecánicas. Esta precipitación precoz debe evitarse, ya que puede conducir a una obstrucción de boquillas de la colada continua del acero a raíz de la aglomeración de precipitados. Como se ha expuesto, el titanio debe estar presente en cantidad suficiente para conducir a la formación endógena de TiB2 en forma de una precipitación eutéctica de Fe-TiB2. De acuerdo con la invención, el titanio también puede estar presente disuelto a

temperatura ambiente en la matriz en proporción sobre-estequiométrica con respecto al boro, calculada a partir de Ti B2.

[0051] Cuando el contenido de titanio en solución sólida es inferior al 0,5 %, la precipitación tiene lugar en 5 forma de dos eutécticos sucesivos: Fe-TiB2 en primer lugar, a continuación, Fe-Fe2B, esta segunda precipitación

endógena de Fe2B tiene lugar en cantidad más o menos grande de acuerdo con el contenido de boro de la aleación. La cantidad precipitada en forma de Fe2B puede llegar hasta el 8 % en volumen. Esta segunda precipitación tiene lugar también de acuerdo con un esquema eutéctico que permite obtener una distribución fina y homogénea, lo que garantiza una buena homogeneidad de las características mecánicas.

10

[0052] La precipitación de Fe2B completa la de TiB2 cuya cantidad máxima está vinculada al eutéctico. El Fe2B tiene un papel similar al de TiB2. Aumenta el módulo de elasticidad y disminuye la densidad. De este modo es posible ajustar las propiedades mecánicas de forma fina jugando con el resto de precipitación del Fe2B con respecto a la precipitación de TiB2. Este es un medio que puede utilizarse en particular para obtener un módulo de elasticidad

15 superior a 250 GPa en el acero, así como un aumento de la resistencia mecánica del producto. Cuando el acero contiene una cantidad de Fe2B en volumen superior o igual al 4 %, el módulo de elasticidad aumenta más de 5 GPa. El alargamiento de rotura está comprendido entonces entre el 14 % y el 16 % y la resistencia mecánica alcanza 590 MPa. Cuando la cantidad de Fe2B es superior al 7,5 % en volumen, el módulo de elasticidad aumenta en más de 10 GPa pero el alargamiento de rotura es entonces inferior al 9 %.

20

[0053] De acuerdo con la invención, el tamaño medio de los precipitados eutécticos de TiB2 o de Fe2B es inferior o igual a 15 micrómetros para obtener características aumentadas de alargamiento de rotura y de buenas propiedades en fatiga.

25 [0054] Cuando el tamaño medio de estos precipitados eutécticos es inferior o igual a 10 micrómetros, el

alargamiento de rotura puede ser superior al 20 %. Los inventores han demostrado que, cuando más del 80 % del número de precipitados eutécticos de TiB2 tiene un carácter microcristalino, el deterioro matriz-precipitado durante una solicitación mecánica se reduce y el riesgo de formación de defectos es menor debido a la mayor plasticidad del precipitado y a su gran cohesión con la matriz. En particular, se ha demostrado que los precipitados TiB2 de mayor 30 tamaño tienen una cristalización hexagonal. Sin desear quedar ligado por una teoría, se piensa que este carácter cristalográfico otorga una mayor posibilidad de deformación por maclado de estos precipitados bajo el efecto de una solicitación mecánica.

[0055] Este carácter particular de monocristalinidad, vinculado a la precipitación de TiB2 en una forma 35 eutéctica, no se encuentra en dicho grado para los procedimientos de la técnica anterior que se basan en aportes

exógenos de partículas.

[0056] Además del efecto favorable de una dispersión de partículas endógenas sobre las propiedades mecánicas de tracción, los inventores han demostrado que la limitación del tamaño de grano era un medio muy

40 eficaz para aumentar las características mecánicas de tracción: cuando el tamaño medio de grano es inferior o igual a 15 micrómetros, la resistencia puede superar aproximadamente 560 MPa. Además, cuando el tamaño de grano es inferior o igual a 3,5 micrómetros, la resistencia a la hendidura es particularmente elevada: ensayos de resiliencia Charpy de espesor 3 mm a -60 °C, revelan que la proporción de zona dúctil en las probetas rotas es superior al 90 %.

45

[0057] La implementación del procedimiento de fabricación de una chapa de acuerdo con la invención es la siguiente:

- Se proporciona un acero de composición de acuerdo con la invención 50 - Se proceda a la colada de un producto semiacabado a partir de este acero. Esta colada puede realizarse en lingotes o de forma continua en forma de desbastes de espesor del orden de 200 mm. También se puede efectuar la colada en forma de desbastes delgados de varias decenas de milímetros de espesor o de bandas delgadas, de varios milímetros de espesor, entre cilindros contra-rotatorios. El último modo es particularmente ventajoso para obtener una fina precipitación eutéctica y para evitar la formación de precipitados primarios. Un aumento de la 55 velocidad de enfriamiento a la solidificación aumenta la finura de la microestructura obtenida.

[0058] Naturalmente, la colada puede realizarse en un formato que permita la fabricación de productos de diversas geometrías, en particular en forma de palanquilla para la fabricación de productos largos.

[0059] La finura de la precipitación de TÍB2 y de Fe2B aumenta la resistencia, la ductilidad, la resiliencia, la

aptitud a la conformación y el comportamiento mecánico en Zona Afectada por el Calor. Se aumenta la finura de la precipitación gracias a una baja temperatura de colada y una velocidad de enfriamiento mayor. En particular, se ha descubierto que una temperatura de colada limitada a 40 °C más allá de la temperatura del liquidus, que conduce a 5 la obtención de dichas microestructuras finas.

10

15

[0060] Las condiciones de colada también se seleccionarán de tal manera que la velocidad de enfriamiento

en el momento de la solidificación sea superior o igual a 0,1 °C/s para que el tamaño de los precipitados de TiB2 y de Fe2B sea particularmente fino.

[0061] Los inventores han demostrado también que la morfología de los precipitados eutécticos de TiB2 y de

Fe2B desempeña un papel en el deterioro durante una solidificación mecánica posterior. Después de la observación de los precipitados mediante microscopía óptica a aumentos que van de 500 a 1500x aproximadamente en una superficie que presenta una población estadísticamente representativa, se determina por medio de un software de análisis de imágenes conocido por sí mismo, tal como, por ejemplo, el software de análisis de imágenes Scion®, el

tamaño máximo Lmax y mínimo Lmin de cada precipitado. La relación entre el tamaño máximo y mínimo

L

caracteriza el factor de forma f de un precipitado dado. Los inventores han demostrado que precipitados de gran tamaño (Lmax>15 micrómetros) y alargados (f>5) reducían el alargamiento distribuido y el coeficiente de endurecimiento por conformación en frío n.

20

[0062] De acuerdo con la invención, después de la colada del producto semiacabado, se selecciona la

temperatura y el tiempo de calentamiento del producto semiacabado antes del laminado en caliente posterior, para provocar una globulización de los precipitados más nefastos. Se seleccionará en particular la temperatura y el tiempo de calentamiento de tal manera que la densidad de precipitados eutécticos con un tamaño Lmax >15 25 micrómetros y alargados (f>5), sea inferior a 400/mm2.

[0063] Se efectúa a continuación un laminado en caliente del producto semiacabado, eventualmente seguido

de un bobinado. Opcionalmente, se efectúa un laminado en frío y un recocido para obtener chapas de espesor menor. Se seleccionan las condiciones de laminado en caliente, de bobinado, de laminado en frío, de recocido de tal 30 manera que se obtenga una chapa de acero cuyo tamaño medio de grano es inferior o igual a 15 micrómetros, preferentemente inferior a 5 micrómetros, muy preferentemente inferior a 3,5 micrómetros. Un tamaño de grano más fino se obtiene mediante:

- un endurecimiento por conformación en frío importante antes del fin del laminado en caliente y antes de la 35 transformación alotrópica (g-a) que se produce en el enfriamiento

- una temperatura de fin de laminado baja, preferentemente inferior a 820 °C

- un enfriamiento acelerado después de la transformación (g-a) para limitar el crecimiento del grano ferrítico

- un bobinado a temperatura relativamente baja

- después de un eventual laminado en frío, una limitación de la temperatura de recocido y del tiempo de recocido con 40 fines de obtener una recristalización completa, sin superar la temperatura y el tiempo más allá de los valores que son

necesarios para esta recristalización.

[0064] Una temperatura de fin de laminado en caliente inferior a 820 °C se revela en particular un medio eficaz para obtener un fino tamaño de grano. Se ha demostrado, en los aceros de acuerdo con la invención, un

45 efecto particular de los precipitados de TiB2 y Fe2B sobre la germinación y la recristalización de las microestructuras: en efecto, durante una deformación de los aceros de acuerdo con la invención, la diferencia significativa de comportamiento mecánico entre los precipitados y la matriz conduce a una deformación mayor alrededor de los precipitados. Esta deformación local intensa disminuye la temperatura de no recristalización: una temperatura de fin de laminado baja favorece la germinación ferrítica alrededor de los precipitados y limita el crecimiento de los granos. 50

[0065] Del mismo modo, el campo de deformación más elevado alrededor de los precipitados favorece la germinación de los granos en el transcurso de la restauración/recristalización que sigue al laminado en frío, conllevando un afinamiento del grano.

55 [0066] La chapa de acero obtenida de este modo presenta, de este modo, una muy buena aptitud para la

conformación: sin desear quedar ligado por una teoría, se piensa que los precipitados eutécticos presentes dentro de una matriz muy deformable desempeñan un papel similar al que desempeñan las fases martensíticas o bainíticas

dentro de la ferrita en los aceros de tipo «Dual-Phase». Los aceros de acuerdo con la invención presentan una relación (límite de elasticidad Re/resistencia Rm) favorables a operaciones diversas de conformación.

[0067] De acuerdo con el contenido de carbono y de elementos templantes, y de acuerdo con la velocidad de

5 enfriamiento por debajo de la temperatura Ar1 (designando esta temperatura el comienzo de la transformación en el enfriamiento a partir de la austenita) pueden obtenerse chapas laminadas en caliente o laminadas en frío y recocidas que constan de matrices con microestructuras diversas: éstas pueden ser total o parcialmente ferríticas, bainíticas, martensíticas o autensíticas.

10 [0068] Por ejemplo, un acero que contiene el 0,04 %C, 5,9 %Ti, 2,3 %B presentará, después del enfriamiento

a partir de 1200 °C, una dureza que va de 187 a 327 HV para una velocidad de enfriamiento que va de 5 a 150 °C/s. Los niveles de dureza más elevados corresponden, en este caso, a una matriz totalmente bainítica compuesta por listones con poca desorientación, sin carburos.

15 [0069] En el caso de que se desee realiza una pieza que conste de una operación de conformación, se

recorta una pieza en bruto a partir de la chapa y se efectúa una deformación mediante medios tales como embutición, plegado en un intervalo de temperatura comprendido entre 20 y 900 °C. Se observa una muy buena estabilidad térmica de las fases endurecedoras de TiB2 y Fe2B hasta 1100 °C.

20 [0070] Teniendo en cuenta la estabilidad térmica de las partículas dispersadas en la matriz y la buena aptitud

para los diferentes procedimientos de conformación en frío, en tibio o en caliente de las piezas de geometría compleja con un módulo de elasticidad aumentado pueden realizarse de acuerdo con la invención. Además, el aumento del módulo de elasticidad de los aceros de acuerdo con la invención disminuye el retorno elástico después de las operaciones de conformación y permite aumentar de este modo la precisión dimensional en las piezas 25 terminadas.

[0071] De este modo se fabrican de manera ventajosa elementos estructurales soldando aceros de acuerdo con la invención, de composición o de espesor idénticos o diferentes para obtener, en el estadio final, piezas cuyas características mecánicas varían en su seno y están adaptadas localmente a las posteriores solicitaciones.

30

[0072] Además del hierro y las inevitables impurezas, la composición en peso de los aceros que se pueden soldar a los aceros de acuerdo con la invención comprenderá por ejemplo: 0,001-0,25 %C, 0,05-2 %Mn, Si<0,4 %, Al<0,1 %, Ti<0,1 %, Nb<0,1 %, V<0,1 %, Cr<3 %, Mo<1 %, Ni<1 %, B<0,003 %, estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que resultan de la elaboración.

35

[0073] En la zona fundida, teniendo en cuenta la temperatura elevada alcanzada, se asiste a una disolución parcial de los precipitados, así como a su reprecipitación en enfriamiento. La cantidad de precipitados en la zona fundida es muy comparable a la del metal de base. Dentro de la Zona Afectada por el Calor (ZAC) de las uniones soldadas, los precipitados eutécticos no están disueltos y pueden servir incluso de freno al crecimiento del grano

40 autensítico y de sitios de germinación eventuales durante la fase de enfriamiento posterior.

[0074] Durante una realización por soldadura de los aceros de acuerdo con la invención, se obtiene, por lo tanto, una homogeneidad de la cantidad de precipitados de TiB2 y de Fe2B, que va desde el metal de base hasta el metal fundido pasando por la ZAC, lo que garantiza que las propiedades mecánicas pretendidas (módulo, densidad)

45 estarán también aseguradas de forma continua en el caso de uniones soldadas.

[0075] A modo de ejemplo no limitativo, los siguientes resultados mostrarán las características ventajosas otorgadas por la invención.

50 Ejemplo 1:

[0076] Se elaboraron aceros cuya composición figura en la tabla 1 a continuación, expresada en porcentaje ponderal.

55 [0077] Además del acero I-2 de acuerdo con la invención, se indicó a modo de comparación la composición I-

1 y la de un acero de referencia R1 que no contiene precipitados eutécticos endógenos de TiB2 o Fe2B

[0078] Estos aceros se han elaborado mediante colada de productos semiacabados a partir del estado

líquido, siendo las adiciones de titanio y de boro efectuadas para los aceros I-1 e I-2 en forma de ferroaleaciones. La

temperatura de colada es de 1330 °C, es decir un exceso de 40 °C con respecto a la temperatura del liquidus.

Tabla 1: Composición de aceros (% en peso). I2 = De acuerdo con la invención.

Acero: C S P Al Mn Si Ti B B- (0,45 x Ti)

I-1: 0,0334 0,0004 0,007 0,263 0,069 0,084 4,50 1,68 -0,34

I-2: 0,04 0,0015 0,009 0,146 0,09 0,14 5,90 2,34 -0,31

R-1: 0,0023 0,008 0,011 0,031 0,129 0,038 0,054(*) -(*) 0

R = referencia. (*): No de acuerdo con la invención

5 [0079] La microestructura en estado bruto de colada, ilustrada en las figuras 1 y 2, relativas respectivamente

a los aceros I-1 e I-2, muestra una dispersión fina y homogénea de precipitados endógenos de TiB2 en el seno de una matriz ferrítica. El boro precipita en forma de un eutéctico binario Fe-TiB2.

[0080] Las cantidades volúmicas de precipitados se midieron por medio de un analizador de imágenes y son,

10 respectivamente, del 9 % y el 12,4 % para los aceros I-1 e I-2. La cantidad de TiB2 en forma de precipitados primarios es inferior a 2 % en volumen y favorece una buena colabilidad. Los tamaños medios de los precipitados eutécticos de TiB2 son, respectivamente, de 5 y 8 micrómetros para los aceros I-1 e I-2. Entre la población de estos precipitados, más del 80 % en número tienen un carácter microcristalino.

15 [0081] Después del calentamiento a 1150 °C, los productos semiacabados se laminaron a continuación en

caliente en forma de chapas hasta un espesor de 3,5 mm, siendo la temperatura de fin de laminado de 940 °C. El laminado en caliente fue seguido por un bobinado a 700 °C.

[0082] También se realizaron tratamientos de calentamiento a 1230 °C en el acero I-2 antes del laminado en 20 caliente, durante periodos variables de 30 a 120 minutos. A continuación, se efectuaron observaciones de la

morfología de los precipitados. Se demostró que un tratamiento a 1230 °C durante un periodo superior o igual a 120 minutos permite globulizar los precipitados de tal manera que la densidad de los precipitados eutécticos de gran tamaño (Lmax>15 micrómetros) y alargados (f> 5) sea inferior a 400/mm2. El alargamiento distribuido Au y el coeficiente de endurecimiento por conformación en frío n están entonces significativamente aumentados, ya que 25 pasan respectivamente del 11 % y de 0,125 (tiempo de calentamiento: 30 minutos) al 16 % y a 0,165 (tiempo de calentamiento 120 minutos) gracias al tratamiento de globulización de los precipitados. Por otro lado, en el caso del acero I-2, una chapa se laminó en caliente con una temperatura de fin de laminado de 810 °C.

[0083] Estas chapas laminadas en caliente se decaparon, a continuación, de acuerdo con un procedimiento 30 conocido en sí, y, a continuación, se laminaron en frío hasta un espesor de 1 mm. A continuación, se efectuó un

recocido de recristalización a 800 °C - 1 minuto de mantenimiento, seguido de un enfriamiento al aire.

[0084] Las observaciones efectuadas por Microscopía Electrónica de Barrido no revelan ninguna descohesión en la interfase precipitados eutécticos/matriz o ningún deterioro de los propios precipitados a raíz del

35 laminado en caliente o del laminado en frío.

[0085] Después del laminado en caliente, el tamaño medio de grano del acero I-1 es de 12 micrómetros mientras que es de 28 micrómetros para el acero de referencia. En el caso del acero I-2, una baja temperatura de fin de laminado (810 °C) conduce a un tamaño medio de grano muy fino (3,5 micrómetros) después del laminado en

40 caliente.

[0086] Después del laminado en frío y el recocido, la estructura de los aceros I-1 e I-2 se recristaliza, como indica la figura 3 relativa al acero I-1. La foto se ha realizado en un Microscopio Electrónico de Barrido en contraste cristalino, lo que prueba el carácter totalmente recristalizado de la estructura. Los precipitados son muy

45 mayoritariamente precipitados eutécticos. Con respecto al acero convencional R-1, los precipitados de TiB2 provocan un afinamiento importante de la microestructura: El tamaño medio de grano es de 3,5 micrómetros para el acero I-1 mientras que es igual a 15 micrómetros para el acero de referencia R-1.

[0087] Medidas mediante picnometría indican que la presencia de los precipitados de TiB2 y de Fe2B está 50 asociada a una reducción significativa de la densidad d ya que esta pasa de 7,80 (acero convencional R-1) a 7,33

(acero I-2) Los módulos de elasticidad de los aceros I-1 e I-2 medidos en el sentido del laminado son respectivamente de 230 GPa y 240 GPa. El módulo de elasticidad del acero de referencia R-1 es de 210 GPa. Para chapas solicitadas en flexión cuyo índice de rendimiento varía como E1/3/d, la utilización de los aceros de acuerdo con la invención permite una reducción de peso superior al 10 % con respecto a los aceros convencionales.

[0088] Las propiedades mecánicas de tracción medidas (límite de elasticidad convencional Re medido al 0,2

% de deformación, resistencia Rm, alargamiento uniforme Au, alargamiento de rotura At) se llevaron a la tabla 2 (chapas laminadas en caliente) o 3 (chapas laminadas en frío y recocidas) a continuación.

Tabla 2: Características mecánicas de tracción de las chapas laminadas en caliente. (sentido paralelo al laminado)

Acero: Re (MPa) Rm (MPa) Au (%) At (%)

I-1: 300 558 15 22

I-2: 244 527 14 20

Tabla 3: Características mecánicas de tracción de las chapas laminadas en frío y recocidas. (sentido paralelo al

_______________laminado) _______________

Acero: Re (MPa) Rm (MPa) Au (%) At (%)

I-1: 311 565 16 21

R-1: 200 300 42 48

10

[0089] La relación Re/Rm de las chapas laminadas en caliente o en frío de acuerdo con la invención es cercana a 0,5, que se traduce en un comportamiento mecánico que se acerca al de un acero Dual-Phase y una buena aptitud para una conformación posterior. Se efectuaron ensayos de soldadura por resistencia por puntos en chapas laminadas en frío del acero I-1: la ruptura durante ensayos de tracción-cizallamiento se produce

15 sistemáticamente por desabrochado. Se sabe que es ese caso se trata de un modo de ruptura preferido ya que está asociado a una energía elevada.

[0090] Se incrementa también dentro de zonas fundidas en soldadura la presencia de precipitados eutécticos de acuerdo con la invención, lo que contribuye a una homogeneidad de las propiedades mecánicas en los

20 ensamblajes soldados. También se obtienen propiedades satisfactorias en soldadura LASER y al arco.

Ejemplo 2:

[0091] La tabla 4 a continuación presenta la composición de tres aceros de acuerdo con la invención.

25

Tabla 4 Composición de aceros de acuerdo^ con la invención (% en peso)

Acero: C Mn Al Si S P Ti B B- (0,45 x Ti)

I-3: 0,0465 0,082 0,15 0,17 0,0014 0,008 5,5 2,8 0,32

I-4: 0,0121 0,086 0,113 1,12 0,002 0,004 5,37 2,86 0,44

I-5: 0,0154 0,084 0,1 0,885 0,0019 0,004 5,5 3,16 0,68

[0092] Los aceros se elaboraron por colada de productos semiacabados, siendo las adiciones de titanio y de

boro efectuadas en forma de ferroaleaciones. La temperatura de colada es de 40°C por encima de la temperatura 30 del liquidus. En comparación con los aceros I-1 e I-2, los aceros I-3 a I-5 presentan un exceso de boro con respecto a la estequiometría de TiB2 de tal manera que se producen co-precipitaciones eutécticas de TiB2 y, a continuación, de Fe2B. Las cantidades volúmicas de precipitados eutécticos se han llevado a la tabla 5.

Tabla 5: Contenidos de precipitados (% en volumen) relativos a los aceros I-3-4-5

Acero: % volúmico de TiB2 % volúmico de Fe2B

I-3: 13 3,7

I-4: 12,8 5,1

I-5: 13 7,9

35

[0093] Los precipitados eutécticos tienen un tamaño medio inferior a 10 micrómetros. La figura 4 ilustra, en el

caso del acero I-3, la coexistencia de precipitados de TiB2 y de Fe2B. Apareciendo los precipitados de Fe2B en gris- claro y los precipitados de TiB2 más sombreados están dispersados en el seno de la matriz ferrítica.

40 [0094] Los productos semiacabados se han laminado en caliente en condiciones idénticas a las expuestas en

el ejemplo 1. No se observa, tampoco en ese caso, deterioro en la interfase precipitados-matriz. La figura 5 ilustra la microestructura del acero I-5. Características de estos aceros laminados en caliente se llevaron a la tabla 6.

Tabla 6: Características mecánicas de tracción de las chapas laminadas en caliente (sentido paralelo al laminado) y

densidad.

Acero: E (GPa) Re (MPa) Rm (MPa) Au (%) At (%) d

I-3: 245 279 511 10 14 7,32

I-4: 250 284 590 11 14 7,32

I-5: 254 333 585 8 9 7,30

[0095] Con respecto a los aceros I-1 e I-2, una precipitación eutéctica complementaria de Fe2B en cantidad volúmica que va del 3 al 7,9 % aumenta el módulo de elasticidad de 5 a 15 GPa.

5

[0096] La precipitación complementaria de Fe2B aumenta la resistencia mecánica. Cuando esta precipitación tiene lugar en proporciones excesivas, el alargamiento uniforme puede ser, sin embargo, netamente inferior al 8 %.

Ejemplo 3:

10

[0097] Productos semiacabados de acero de composición I-2 se colaron a una temperatura de 1330 °C. Haciendo variar la intensidad del caudal de enfriamiento de estos productos semiacabados, y el espesor de los productos semiacabados colados, se realizaron dos velocidades de enfriamiento, es decir 0,8 y 12°C/s. Las microestructuras presentadas en las figuras 6 y 7 ilustran que una velocidad de enfriamiento aumentada permite

15 afinar muy significativamente la precipitación eutéctica Fe-TiB2.

Ejemplo 4:

[0098] Chapas de acero de composición I-2 de 2,5 mm de espesor se han soldado por láser de CO2 en las 20 siguientes condiciones: Potencia: 5,5 kW, velocidad de soldadura: 3 m/mn. Observaciones micrográficas en la zona

fundida muestran que una precipitación eutéctica Fe-TiB2 tiene lugar en una forma muy fina durante el enfriamiento a partir del estado líquido. La cantidad de precipitados en la zona fundida es próxima a la del metal de base. De acuerdo con las condiciones locales de enfriamiento en el momento de la solidificación (gradiente local G de temperatura, velocidad de desplazamiento R de las isotermas), la solidificación tiene lugar en forma dendrítica o en 25 forma celular. La morfología dendrítica se encuentra con más probabilidad en la unión con la Zona Afectada por el Calor, teniendo en cuentas condiciones locales de solidificación (gradiente G grande, velocidad R baja).

[0099] Los precipitados de TiB2 están presentes, por lo tanto, en las diferentes zonas de la unión (metal de

base, ZAC, zona fundida), de este modo el aumento del módulo de elasticidad y la reducción de la densidad se

30 realizan en el conjunto del ensamblaje soldado.

[0100] Una chapa de acero I-2 también se soldó por LASER sin dificultad operativa con una chapa de acero dulce embutible cuya composición contiene (% en peso): 0,003 %C, 0,098 %Mn, 0,005 %Si, 0,059 %Al, 0,051 %Ti, 0,0003 %B, así como impurezas inevitables que resultan de la elaboración. La zona fundida consta incluso de una

35 precipitación eutéctica Fe-TiB2, en proporción naturalmente menor que en el caso de una soldadura autógena. De este modo, es posible fabricar estructuras metálicas cuyas propiedades de rigidez varían localmente y cuyas características mecánicas corresponden más específicamente a las exigencias locales de implementación o de rendimiento operativo.

40 Ejemplo 5:

[0101] Chapas laminadas en frío y recocidas de acero I-2 de acuerdo con la invención, de espesor 1,5 mm se ensamblaron por soldadura por resistencia por punto en las siguientes condiciones:

45 - Fuerza de ensamblaje: 650 daN

- Ciclo de soldadura: 3 x (7 periodos de paso de corriente a una intensidad 1 + 2 periodos sin paso de corriente)

[0102] El dominio de soldadura expresado en intensidad I está comprendido entre 7 y 8,5 kA. Los dos límites de este dominio corresponden, por un lado, a la obtención de un diámetro de núcleo superior a 5,2 mm (límite

50 inferior de intensidad) y, por otro lado, a la aparición de las chispas durante la soldadura (límite superior). Por lo tanto, el acero de acuerdo con la invención presenta una buena aptitud para la soldadura por resistencia por puntos con un dominio de soldabilidad suficientemente amplio de 1,5 kA.

[0103] La invención permite, de este modo, la fabricación de piezas estructurales o de elementos de refuerzo 55 con un nivel de rendimiento aumentado, tanto en el plano del aligeramiento intrínseco como del aumento del módulo

de elasticidad. La fácil implementación por soldadura de chapas de acero de acuerdo con invención hace posible su incorporación dentro de estructuras más complejas, en particular por medio de uniones con piezas de aceros de diferente composición o espesor. Se aprovechará particularmente la ventaja de estas diferentes características en el sector del automóvil.

5

Claims

10

15

20

25

30

35

40

45

50

REIVINDICACIONES

1. Chapa de acero cuya composición química consiste en, estando los contenidos expresados en peso:

0,010 % < C < 0,20 %

0,06 % < Mn < 3 %

Si < 1,5 %

0,005 % < Al < 1,5 %

S < 0,030 %

P < 0,040 %,

titanio y boro en cantidades tales que

4,6 % < Ti < 6 %

(0,45 x Ti) - 0,35% < B < (0,45 * Ti) + 0,70 %

opcionalmente uno o más elementos seleccionados entre:

Ni < 1 %

Mo < 1 %

Cr < 3 %

Nb < 0,1 %

V < 0,1 %

estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que resultan de la elaboración.

2. Chapa de acero de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada porque los contenidos de titanio y

de boro son tales que:

-0,22 < B - (0,45 * Ti) < 0,35.

3. Chapa de acero de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada porque los contenidos de titanio y

de boro son tales que:

-0,35 < B - (0,45 * Ti) < -0,22.

4. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada porque su composición comprende, estando el contenido expresado en peso:

C < 0,080 %.

5. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizada porque su composición comprende, estando el contenido expresado en peso:

C < 0,050 %.

6. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque su composición comprende, estando el contenido expresado en peso:

Cr < 0,08 %.

7. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizada porque comprende precipitados eutécticos de TiB2 y eventualmente de Fe2B, cuyo tamaño medio es inferior o igual a 15 micrómetros.

8. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizada porque comprende precipitados eutécticos de TiB2 y eventualmente de Fe2B, cuyo tamaño medio es inferior o igual a 10 micrómetros.

9. Chapa de acero de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizada porque más del 80 % en número

de dichos precipitados de TiB2 tienen un carácter microcristalino.

10. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizada porque el 5 tamaño medio de grano de dicho acero es inferior o igual a 15 micrómetros.

11. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 10, caracterizada porque el tamaño medio de grano de dicho acero es inferior o igual a 5 micrómetros.

10 12. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11, caracterizada porque

el tamaño medio de grano de dicho acero es inferior o igual a 3,5 micrómetros.

15

13. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 12, caracterizada porque su módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 230 GPa.

14. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 13, caracterizada porque su módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 240 GPa.

15. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14, caracterizada porque 20 su módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 250 GPa.

16. Chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14, caracterizada porque su resistencia es superior o igual a 500 MPa y su alargamiento uniforme es superior o igual al 8 %.

25 17. Procedimiento de fabricación de acuerdo con el cual se proporciona un acero de acuerdo con una

cualquiera de las composiciones 1 a 6, se cuela dicho acero en forma de producto semiacabado, no superando la temperatura de colada en más de 40 °C la temperatura del liquidus de dicho acero.

18. Procedimiento de fabricación de acuerdo con la reivindicación 17, caracterizado porque se cuela 30 dicho producto semiacabado en forma de desbaste delgado o de banda delgada entre cilindros contra-rotatorios.

19. Procedimiento de fabricación de acuerdo con la reivindicación 17 o 18, caracterizado porque la velocidad de enfriamiento durante la solidificación de dicha colada es superior o igual a 0,1 °C/s.

35 20. Procedimiento de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 17 a 19, caracterizado porque

se efectúa un laminado en caliente de dicho producto semiacabado, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, estando las condiciones de laminado y de recocido ajustadas de tal manera que se obtenga una chapa de acero cuyo tamaño medio de grano es inferior o igual a 15 micrómetros.

40 21. Procedimiento de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 17 a 20, caracterizado porque

se efectúa un laminado en caliente de dicho producto semiacabado, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, estando las condiciones de laminado y de recocido ajustadas de tal manera que se obtenga una chapa de acero cuyo tamaño medio de grano es inferior o igual a 5 micrómetros.

45 22. Procedimiento de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 17 a 21, caracterizado porque

se efectúa un laminado en caliente de dicho producto semiacabado, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, estando las condiciones de laminado y de recocido ajustadas de tal manera que se obtenga una chapa de acero cuyo tamaño medio de grano es inferior o igual a 3,5 micrómetros.

50 23. Procedimiento de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 20 a 22, caracterizado porque

se efectúa dicho laminado en caliente con una temperatura de fin de laminado inferior a 820 °C.

24. Utilización de una chapa de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 16, o

fabricada mediante un procedimiento de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 17 a 23, para la

55 fabricación de piezas estructurales o de elementos de refuerzo en el sector del automóvil.